高温氧化及热震对SiC/ZrB2-SiC/SiC涂层炭/炭复合材料力学行为的影响

为提高炭/炭(C/C)复合材料的高温抗氧化性能,同时分析涂层制备及高温氧化对涂层材料力学行为的影响,在C/C复合材料表面采用反应熔渗、料浆涂刷结合化学气相沉积工艺制备了SiC/ZrB2-SiC/SiC三层高温抗氧化涂层。利用SEM和XRD分析复合涂层的微观结构和相组成,考察涂层复合材料1500℃高温抗氧化和1500℃-室温的抗热震性能,研究高温氧化及热震对涂层C/C复合材料力学行为的影响。结果表明,复合涂层试样1500℃静态空气环境下具有优异的抗氧化及抗热震性能:1500℃氧化20 h后试样保持增重,1500℃至室温热震50次后增重为0.69%。因涂层制备过程中粉料的渗入反应,复合材料弯曲强度增长了7.08%。在经历1500℃氧化20 h和1500℃至室温50次热震后,涂层复合材料弯曲强度有所下降,且因材料界面结合力的减弱使得纤维拔出特征明显,材料塑性断裂特征增强。     

PyC/SiC界面相对PIP法制备3D HTA C/SiC复合材料性能的影响

利用三维编织炭纤维预制件通过先驱体浸渍裂解法制备C／SiC复合材料。研究了热解碳（PyC）／SiC界面相对复合材料的微观结构和力学性能的影响。弯曲性能通过三点弯曲法测试，复合材料的断口和抛光面通过扫描电镜观察。结果表明：通过等温化学气相沉积法在纤维表面沉积PyC／SiC界面相以后，复合材料的三点抗弯强度从46MPa提高到247MPa。沉积界面的复合材料断口有明显的纤维拔出现象，纤维与基体之间的结合强度适当，起到了增韧作用；而未沉积界面相复合材料的断口光滑、平整，几乎没有纤维拔出，纤维在热解过程中受到严重的化学损伤，性能下降严重，材料表现为典型的脆性断裂。     

低分子量聚碳硅烷制备3D-Cf/SiC复合材料

研究了低分子量聚碳硅烷 (PCS) 通过先驱体浸渍裂解 (PIP) 工艺制备C_f/SiC复合材料。分析表明:PCS的数均分子量为400,活性较强,陶瓷化产率为70％左右,在1200℃基本转化为微晶态的β-SiC。分别通过3种不同升温速率制备了3D-C_f/SiC复合材料试样,其弯曲强度分别为745.2MPa、686.7MPa和762.5MPa,明显高于文献报道3D-C_f/SiC复合材料弯曲强度300~500MPa的水平。试样断口的SEM照片均显示长的纤维拔出,有良好的增韧效果,低分子量PCS裂解得到的基体比较致密。实验结果说明,低分子量PCS适合于制备3D-C_f/SiC复合材料,并且提高升温裂解速率对材料性能影响很小。      

SiC/Mo-Si复合涂层C/SiC复合材料的氧化性能

采用化学气相沉积法(CVD)和刷涂法在C/SiC复合材料表面制备抗氧化涂层。该涂层由致密的CVDSiC层和多孔的Mo-Si层交替组成,其结构从里到外为:CVDSiC层→Mo-Si层→CVDSiC层→Mo-Si层→CVDSiC层。涂层试样于1400℃的氧化实验和1400℃100℃的热震实验结果表明:在氧化和热震过程中,涂层均保持完整,没有出现脱落和掉块等失效现象。经1400℃、150h氧化后,涂层试样的失重率仅为0.25%,失重速率为6.61×10-6g.cm-.2h-1。在热震过程中,涂层试样基本保持氧化增重。经25次和50次热震后,涂层试样的弯曲强度保持率分别为95.73%和81.61%。SiC/Mo-Si复合涂层具有优异的抗氧化和抗热震性能,可对C/SiC复合材料提供1400℃、长时间的氧化防护。     

炭/炭复合材料高温抗氧化MoSi2/SiC复合涂层及其抗氧化特性

采用两段式包埋法和封闭处理的复合新工艺制得抗氧化性优良的MoSi₂/SiC复合梯度C/C复合材料高温抗氧化涂层。涂层由内至外结构为:SiC过渡层→SiC致密层→MoSi₂/SiC双相层→以MoSi₂为主的外层。对未封闭处理的涂层,制备过程中高温保温时间长的氧化失重少,1200℃、1300℃空气中氧化失重比1400℃、1500℃氧化失重大。用正硅酸四乙酯对涂层表面进行封闭处理,凝胶形成的SiO₂可充填涂层表面裂纹并覆盖在涂层表面。在1500℃空气中氧化一定时间后,未封闭处理的涂层试样表现为氧化失重;封闭处理后的试样为氧化增重,氧化52h仍然只有1.28%的增重,封闭处理使涂层的抗氧化性能明显改善。      

化学气相反应法制备SiC涂层对C/C复合材料力学性能影响

采用化学气相反应法在C/C复合材料表面制备了SiC涂层,利用X射线衍射仪、扫描电镜及能谱等分析手段研究了涂层的形貌和结构,并采用三点弯曲试验研究了材料的力学性能,讨论了SiC涂层及制备工艺对复合材料断裂行为的影响.结果表明:涂层后材料的弯曲强度和最大断裂位移明显增大.未涂层C/C复合材料的平均弯曲强度为172.4MPa,而涂层后C/C复合材料的平均弯曲强度为239.8MPa,弯曲强度提高了39.1%.涂层试样强度的提高主要与制备过程中部分蒸气扩散渗透反应引起的界面强化及SiC颗粒的增强作用有关.此外,涂层后材料的断裂模式未发生明显转变,断裂过程中试样表现出一定的假塑性和韧性断裂特征.     

SiC晶须增强SiCf/SiC复合材料的力学性能

以连续SiC纤维为增强体,采用前驱体浸渍裂解工艺,在复合材料基体中引入SiC晶须制备出多级增强的SiCf/SiC-SiCw复合材料,并采用化学气相渗透工艺在SiC晶须表面制备BN界面层,研究了SiC晶须及其表面BN界面层对复合材料的性能影响.结果表明:在复合材料中引入SiC晶须后,由于晶须的拔出、桥连及裂纹偏转等作用增加了裂纹在基体中传递时的能量消耗,使SiCf/SiC复合材料的压缩强度有明显提高,当引入体积分数为20％的SiC晶须时,复合材料压缩强度提高了22.6％,可达673.9 MPa.通过化学气相渗透工艺在SiC晶须表面制备BN界面层后,复合材料的拉伸强度、弯曲强度和断裂韧度分别为414.0,800.3 MPa和22.2 MPa·m1/2,较SiC晶须表面无界面层时分别提高了13.9％,8.8％和19.0％.     

BN/SiC复合界面层对SiC纤维和PIP-Mini复合材料力学性能的影响

采用化学气相渗透(CVI)工艺, 在SiC纤维表面沉积BN和BN/SiC复合界面层, 对沉积界面层前后纤维的力学性能进行了评价。采用聚合物浸渍裂解(PIP)工艺进行致密化, 制得以原纤维、BN界面层和BN/SiC界面层纤维增强的三种Mini-SiC_f/SiC复合材料, 研究其微观结构和拉伸性能。结果表明: 采用CVI工艺制得的界面层厚度均匀、结构致密, 其中BN界面层中存在六方相, 晶体尺寸为1.76 nm; SiC界面层结晶性较好, 晶粒尺寸为18.73 nm; 沉积界面层后SiC纤维的弹性模量基本保持不变, 拉伸强度降低。与SiC_f/SiC相比, PIP工艺制备的SiC_f/BN/SiC和SiC_f/(BN/SiC)/SiC-Mini复合材料所能承受的最大拉伸载荷和断裂应变明显提升, BN界面层起主要作用。由断面形貌分析可以看出, SiC_f/BN/SiC和SiC_f/(BN/SiC)/SiC复合材料的纤维拔出明显, 说明在断裂时消耗的能量增加, 可承受的最大载荷增大。     

SiC纤维表面(BN-SiC)n复合涂层的制备及单丝拉伸性能

为制备出理想的连续纤维增韧陶瓷复合材料界面相,利用化学气相沉积（CVD）工艺在SiC纤维表面连续制备出三种类型的（BN-SiC）_n复合界面涂层,对其进行微观结构表征,并通过单丝拉伸测试研究不同涂层对纤维单丝拉伸性能的影响。结果表明：SiC纤维表面沉积的（BN-SiC）_n涂层较为均匀致密。单丝拉伸强度随着涂层层数的增加而降低。单层BN涂层的SiC纤维具有最高的单丝强度保持率（70%）和最大的拉伸伸长率（2.3%）。具有（BN-SiC）₁与（BN-SiC）₂复合涂层的SiC纤维单丝的拉伸性能相比原始SiC纤维有明显下降,拉伸强度保持率分别是42.1%和32.3%。     

不同氧化温度下涂覆BN涂层SiC纤维的微观结构及性能研究

通过化学气相渗透(CVI)工艺在典型国产SiC纤维表面沉积BN涂层，并在800～1200℃的氧化环境下处理1 h。对涂覆BN涂层的SiC纤维氧化后的形貌、结构以及成分进行表征，通过单丝拉伸强度评价涂覆BN涂层的SiC纤维氧化后的性能变化。结果表明，氧化温度低于1000℃时，BN涂层及其氧化物层能够有效阻止O₂对内部SiC纤维的侵蚀，高于此温度时，SiC纤维被氧化。随着氧化温度的升高，涂覆BN涂层的SiC纤维表面氧化物经历α-B₂O₃→SiC_xO_y→非晶SiO₂的历程。涂覆BN涂层的SiC纤维单丝拉伸强度随着温度的升高呈衰减趋势，且BN涂层直接暴露在氧化环境下反而降低SiC纤维的抗氧化能力。纤维断裂的失效源先由BN涂层缺陷过渡为B₂O₃氧化层缺陷最终演变为SiO₂氧化层气孔缺陷。     

先驱体浸渍-裂解SiC界面改性涂层对气相渗硅3D-C_f/SiC复合材料力学性能的影响

界面改性涂层对调节复合材料的力学性能起到重要作用。特别是在气相渗硅(GSI)制备C_f/SiC复合材料时,合适的界面改性涂层一方面保护C纤维不受Si反应侵蚀,另一方面调节C纤维和SiC基体的界面结合状况。通过在3D-C纤维预制件中制备先驱体浸渍-裂解(PIP)SiC涂层来进行界面改性,研究了PIP-SiC涂层对GSI C_f/SiC复合材料力学性能的影响。结果表明:无涂层改性的GSI C_f/SiC复合材料力学性能较差,呈现脆性断裂特征,其弯曲强度、弯曲模量和断裂韧性分别为87.6 MPa、56.9GPa和2.1 MPa·m~(1/2)。具有PIP-SiC界面改性涂层的C_f/SiC复合材料力学性能得到改善,PIP-SiC涂层改性后,GSI C_f/SiC复合材料的弯曲强度、弯曲模量和断裂韧性随着PIP-SiC周期数的增加而降低,PIP-SiC为1个周期制备的GSI C_f/SiC复合材料的力学性能最高,其弯曲强度、弯曲模量、断裂韧性分别为185.2 MPa、91.1GPa和5.5 MPa·m~(1/2)。PIP-SiC界面改性涂层的作用机制主要体现在载荷传递和"阻挡"Si的侵蚀2个方面。     

BN和BN/SiC涂层对SiC纤维单丝拉伸性能的影响及其失效行为

采用化学气相渗透(CVI)工艺在两种国产典型SiC纤维表面沉积了BN和BN/SiC涂层，并对涂层的成分进行分析。利用Weibull分布评价SiC纤维的单丝拉伸强度，研究了沉积涂层前后纤维的拉伸断裂失效行为。结果表明，合适厚度(15 nm)的富碳层能够弥合SiC纤维表面的缺陷，减少纤维从表面开始失效的可能。采用CVI工艺制备的涂层厚度均匀，成分稳定；沉积BN和BN/SiC涂层后，两种SiC纤维的拉伸强度和弹性模量下降。BN涂层亦可修复纤维的表面缺陷，使纤维强度分布趋于集中。与无涂层纤维不同的是，沉积涂层后纤维拉伸断裂失效源分别为BN和SiC涂层的表面缺陷。     

硼离子注入对SiC-C/ SiC 复合材料抗氧化性影响

通过等离子体源离子注入法( PSII), 对带有SiC 涂层的C 纤维增强SiC 基(SiC-C/ SiC) 复合材料进行硼离子注入, 研究了硼离子注入对样品抗氧化性能的影响。通过俄歇电子能谱检测分析了样品成份的深度分布。在空气中1300 ℃的高温条件下进行了氧化实验。通过XRD 和扫描电镜分别对样品的化学组成和表面形貌进行了表征, 对样品的力学性能进行了测试。结果表明, 对SiC-C/ SiC 复合材料注入硼有助于提高其抗氧化性能。经过离子注入试样的弯曲性能与未经离子注入试样相比变化很小。      

内部硅化法制备低成本C/SiC复合材料

采用内部硅化法制备了低成本C/SiC复合材料,通过三点弯曲法表征了复合材料的强度,采用X射线衍射(XRD)分析了基体组成,通过扫描电镜(SEM)研究了纤维/基体界面和复合材料断裂面的微观结构.结果表明,纤维表面沉积CVD-SiC保护涂层能够有效保护碳纤维不被硅侵蚀,调整硅粉和酚醛树脂配比使C∶Si摩尔比等于10∶ 9,可消除SiC基体中的残余自由硅.研制的低成本2D C/SiC复合材料的弯曲强度和剪切强度分别达到247MPa与13.6MPa.2D C/SiC复合材料的断裂行为呈现韧性破坏模式,在断裂面存在大量的拔出纤维,复合材料的断裂韧性(KIC)达到12.1MPa·m1/2.     

SiC/SiC复合材料在高温空气中的氧化行为

连续碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiC/SiC)是先进航空发动机热端部件的重要候选材料.在高温燃气环境中,SiC/SiC会发生氧化腐蚀,导致材料性能迅速恶化.为了揭示国产SiC/SiC复合材料在高温燃气环境中的氧化腐蚀行为,本工作测试了SiC/SiC复合材料的1100～1300℃空气氧化性能,获得了材料的氧化动力学曲线,利用SEM,XPS和XRD分析了材料的形貌、成分和物相演变规律,以阐明其氧化行为.结果表明:SiC/SiC复合材料在1100～1300℃的氧化动力学均遵循抛物线规律;其氧化物为SiO2.SiC/SiC在1100℃时仅发生轻微氧化,温度高于1200℃时复合材料的氧化程度随温度升高而加剧.在BN界面相和基体孔隙附近的氧化现象更为明显.SiC/SiC复合材料的弯曲强度随氧化程度增加而降低.     

KD-S和KD-Ⅱ SiC_f/SiC复合材料的制备、微观结构及性能（英文）

以KD-S和KD-Ⅱ型碳化硅(SiC)纤维编织件为增强体,通过先驱体浸渍裂解工艺制备了以热解炭(PyC)为界面涂层的三维(3D)结构SiC_f/SiC复合材料,系统研究了SiC_f/SiC复合材料的微观结构及性能间的关系。结果表明:KD-S和KD-Ⅱ型SiC纤维均具有晶粒尺寸为8～15 nm的多晶结构;两种SiC_f/SiC复合材料的断口表面均出现了纤维拔出现象,说明两种SiC纤维增强的SiC_f/SiC复合材料均具有典型的伪塑性断裂行为。KD-S SiC_f/SiC复合材料的弯曲强度、弹性模量和断裂韧性分别达到(955.0±42.8) MPa,(110.3±1.7) GPa和(28.5±2.8) MPa·m~(1/2),明显高于KD-ⅡSiC_f/SiC复合材料,这归因于近化学计量比的KD-S型SiC纤维具有较高的模量和耐温性能。由于KD-S和KD-Ⅱ型SiC纤维的结构及成分差异,导致KD-S型SiC纤维表面的PyC界面涂层呈现光滑的多层有序结构,而KD-Ⅱ型SiC纤维表面的PyC为疏松颗粒状结构。     

C/SiC表面SiC涂层氧化的显微CT无损检测与分析

对C/SiC复合材料表面SiC涂层在1300 ℃干氧和湿氧环境中退火处理60 h, 利用显微CT技术对高温氧化后的SiC涂层进行无损检测。通过重构SiC涂层不同深度的氧化形貌, 并利用SEM、EDS和XRD进行辅助验证, 得到沿SiC涂层表面和厚度方向的氧化形貌。结果表明: 显微CT能有效地检测氧化后SiC涂层中存在的氧化产物SiO₂及其氧化深度, 其在表面及深度方向均呈非均匀分布; 在干氧环境中SiC涂层的氧化面积沿着涂层的深度方向呈减少趋势, 而在湿氧环境中SiC涂层的氧化面积沿着涂层的深度方向呈先增加后递减的趋势, 验证了C/SiC复合材料表面SiC涂层在干氧和湿氧中不同的氧化机制。      

SiC-MoSi2涂层C/C复合材料的动态氧化行为研究

C/C复合材料在使用过程中往往经受急冷急热与高温燃气冲刷。为了研究涂层C/C复合材料的动态氧化行为及失效机制,本文对SiC/MoSi_2涂层C/C复合材料试样的全温抗氧化性能以及抗冲刷性能进行测试分析.结果表明:SiC/MoSi_2涂层试样具有良好的高温抗燃气氧化冲刷性能,在经历1 600℃高温燃气冲刷55.5 h,10次室温～1 600℃～室温急冷急热考核后,失重率仅为7.68%;涂层试样在高温风洞中动态氧化失效的原因是位于缺陷氧化最敏感温度处的试样微区的氧化损耗最为严重,导致试样在该微区处的力学性能显著下降,使其无法承受气动载荷而发生断裂.     

炭/炭复合材料SiC/SiC+mullite/mullite涂层制备及其高温性能

为提高炭/炭复合材料的防氧化性能,采用包埋法与超音速等离子喷涂法相结合,在其表面制备了SiC/SiC+mullite/mullite多层防氧化涂层.外涂层主要组成是莫来石(mullite)相.对涂层试样进行了1 500℃恒温氧化和1 500℃～室温热震测试.实验结果表明,涂层试样经1 500℃恒温氧化150 h后,失重率仅为0.26%;经1 500℃～室温15次热震后,失重率仅为0.25%,显示出较优异的防氧化、抗热震性能.莫来石(mullite)具有良好的耐高温性能、低的氧扩散率,且SiC涂层氧化生成的SiO2在高温下能够愈合裂纹等缺陷,这是SiC/SiC+mullite/mullite涂层较好防氧化能力的主要原因.     

界面涂层对气相渗硅Cf/SiC复合材料力学性能的影响

在1650℃气相渗硅（Vapor Silicon Infiltration—VSI）制备了3D碳纤维增强SiC基复合材料（Cf／SiC），其密度约为1．85g／cm^3．当C／SiC界面涂层存在时，气相渗硅cf／SiC强度为239．5MPa；而无界面涂层存在时，Cf／SiC弯曲强度大幅下降，约为67．4MPa．无界面涂层保护时，气相渗硅过程中纤维与硅蒸气发生反应，使得纤维硅化，造成材料性能下降．纤维表面沉积的C／SiC涂层，不仅保护纤维，避免被硅侵蚀，而且具有弱化界面、偏转裂纹等作用，复合材料的断裂功得到显著提高．将气相渗硅温度提高到1700℃后，有界面涂层存在情况下Cf／SiC复合材料密度显著提高，达到2．25g／cm^3，强度基本与1650℃时相当．